(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．５〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．９％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：０．０００３〜０．０３％、Ｏ：≦０．００５％、Ｎ：≦０．０２％、Ａｌ：０．０００５〜０．０４％およびＣｒ：０．０５〜２．０％を含有し、
さらに、Ｔｅ：０．０００１〜０．０１６％およびＣａ：０．０００１〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、かつ、
Ｓ、ＴｅおよびＣａの質量％での含有量が（Ｔｅ＋Ｃａ）／Ｓ＞０．４の条件を満たしており、
偏晶凝固した硫化物系介在物を有し、前記硫化物系介在物が、
ＭｎおよびＳの占める割合が７０原子％以上である介在物であって、かつ、
連続鋳造された鋳片中において、大きさが５μｍ以上である該介在物の全数を対象として、下記(１)式に示す凹凸度が３以上であるものの割合が５．４％以下であることを特徴とする軸受鋼鋼材。
凹凸度＝（硫化物周囲長）2／（４×π×硫化物面積）  ・・・（１）
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００８〜０．３％、Ｍｏ：０．００８〜１．０％、Ｎｂ：０．００８〜０．１％、Ｎｉ：０．００８〜２．０％およびＲＥＭ（希土類元素）：０．００２〜０．０１％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の軸受鋼鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼中の硫化物を形態制御することによって転動疲労寿命を改善した軸受鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車や産業機械にとって重要な「玉軸受け」や「コロ軸受け」などの部品には、面圧の高い負荷が繰り返し加えられることから、転動疲労寿命の向上が求められている。従来、これらの部品として、ＪＩＳ  Ｇ  ４８０５（１９９９）に記載される「高炭素クロム軸受鋼鋼材」等の素材が使われている。
【０００３】
転動疲労試験で破壊した試験片の破面には酸化物系介在物が見つかることから、これまでに、転動疲労寿命と酸化物系介在物の相関が調査されている。このため、従来から酸化物系介在物の大きさおよび数を低減することで転動疲労寿命の向上が図られている。その結果、最近では鋼中の酸化物系介在物の指標として広く使われる鋼中の全酸素濃度は１０ｐｐｍを下回るようになっている。
【０００４】
しかしながら、全酸素濃度が低減した結果、これまでの酸化物系介在物に代わり、硫化物系介在物を起因とする破壊が顕著に現れるようになっている。一方で、更なる転動疲労寿命の向上に対する要望はますます大きくなってきており、従来の酸化物系介在物に加え、硫化物系介在物の数および大きさを低減する手法、これに加えて、介在物の形状を制御する手法が検討されている。硫化物系介在物の形状を制御できる元素としては、ＴｅやＣａなどが挙げられる。
【０００５】
ＴｅはＳと同じ１６族元素の快削元素として知られており、溶鋼中ではＭｎＴｅを形成する。ＭｎＴｅが析出した場合、圧延や鍛造時は硫化物系介在物の伸展を抑制することができると言われており、Ｔｅ快削鋼として実用化されている。
【０００６】
また、Ｃａは介在物の形態制御をする際に広く用いられている元素の一つであり、ＣａはＳと親和力が強いことから、溶鋼中ではＣａＳを形成する。Ｔｅと同様に、硫化物系介在物の伸展を抑制することができると言われており、Ｃａ快削鋼として実用化されている。
【０００７】
例えば、特許文献１には、「素材となる棒鋼でのＭｎＳのＬ／Ｗ（長さ／厚み比）を適正値以下に調整する」手法として、特定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｏ、ＮｉおよびＣｒに加えて「Ｓ：０．００５〜０．０３０％」を含有する鋼に、「Ｃａ：５〜３０ｐｐｍ」または「Ｃａ：５〜３０ｐｐｍおよびＴｅ：５〜３０ｐｐｍを含有」させることを特徴とする「熱間鍛造用棒鋼の製造方法」に関する技術が開示されている。この特許文献１で提案された技術は、前記特定の化学組成を有する鋼のうち、ＣからＳまでの元素に加えＣａのみを選択して含有する鋼については、鋳片から棒鋼までの圧延比を９．５以下に、また、ＣからＳまでの元素に加えてＣａとＴｅの双方を含有する鋼については、鋳片から棒鋼までの圧延比を６３以下にすることによりＭｎＳの形状変形を最小限に抑制するものである。
【０００８】
また、特許文献２には「ＭｎＳを微細に分散し、かつその形状を球状に維持する」手法として、特定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、ＯおよびＮに加えて「Ｓ：０．００３〜０．５％」を含有する鋼に、「Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％およびＴｅ：０．０００３〜０．００５％のうちの１種または２種を含有」させることを特徴とする「鍛造性と被削性に優れる鋼」に関する技術が開示されている。この文献では、Ｚｒは、ＺｒＯ2をＭｎＳの析出サイトとして利用してＭｎＳを均一分散させるか、または複合硫化物を生成させて変形能を低下させるものであり、ＴｅはＭｎＳの変形能を低下させるものであるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特許第３３９９７８０号公報
【特許文献２】特許第３９５４７５１号公報
【非特許文献】
【００１０】
【非特許文献１】及川勝成，他３名，「鉄と鋼」，Ｖｏｌ．８０，１９９４年，Ｎｏ．８，ｐ６２３−６２８
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、特許文献１では、熱間鍛造の際に割れが起こる棒鋼の表面に比較的近い部分、すなわち鋳造時に冷却速度が大きい部位に存在するＭｎＳの形状を調整することを技術思想とし、鋳片内部に晶出するＭｎＳの形態に関しては言及されていない。また、Ｃａを単独で、またはＣａとＴｅの両方を添加することに伴ってＭｎＳの形態が変わる機構についての明確な説明、および鋼中のＳ量に対するＣａおよびＴｅの添加割合に関する記述がないことから、発明の効果が安定して得られる技術ではない。さらに、特許文献１に記載の発明では、Ｔｅ添加に伴う硫化物系介在物の変形能を操作するに留まっており、介在物形状に最も大きな影響を及ぼす凝固形態を制御する思想には至っていない。
【００１２】
また、特許文献２では、生成したＭｎＳの変形能を抑制することを技術思想とし、ＭｎＳが析出する鋳片の段階でＭｎＳを形態制御し球状化するものではない。このため、鋳片段階で既に製品性能に影響を及ぼす棒状に伸びた長尺なＭｎＳが生成していた場合は、発明の効果が得られないという問題点がある。また、特許文献２に記載の発明でも、特許文献１に記載される発明と同様に、Ｔｅ添加に伴う硫化物系介在物の変形能を操作するに留まっており、凝固形態を制御する思想には至っていない。
【００１３】
本発明は上記に示すような課題を踏まえて検討した結果なされたものであり、その目的は、安定的に転動疲労寿命を向上させた軸受鋼鋼材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
上記の課題を解決するために、本発明者らは、軸受鋼組成の溶鋼にＴｅを単独で、または、ＴｅおよびＣａの両方を添加して、その時の鋳片における硫化物系介在物の形状を詳細に調査した。その結果、以下に示す知見を得た。ＴｅおよびＣａのいずれも添加しない場合、硫化物系介在物は棒状共晶として凝固生成し、粗大化する蓋然性が高いことに加え、圧延によって伸展して長尺になる（以下、単に「長尺になる」、「長尺化する」ともいう）ため、製品段階での破壊の基点となる。
【００１５】
一方、Ｔｅを適量添加した場合、硫化物系介在物としてはＭｎＳよりも融点の低いＭｎＳ−ＭｎＴｅが生成することから、硫化物系介在物は偏晶凝固によって生成し、介在物形状は球状に近くなり、粗大化が抑制される。すなわち、適量のＴｅ添加により、硫化物系介在物を偏晶凝固させることができ、硫化物の形状制御が可能である。このため、鋳片を圧延しても、硫化物系介在物が長尺化して破壊の基点となる蓋然性が低減される。
【００１６】
この時、鋳片中の硫化物系介在物の形態はＴｅ添加によって変化するものの、硫化物形態が変化するのは溶鋼中Ｓ濃度に応じたある閾値以上にＴｅを添加した場合であって、閾値以下では硫化物形態がほとんど変化しない。また、硫化物系介在物の形態が変化するＴｅ添加量は、Ｔｅ添加前にＣａを添加した場合と、Ｃａを添加しない場合とでは異なる。
【００１７】
また、上記の鋳片段階での硫化物形態調査に加え、圧延後の鋼材の転動疲労寿命と硫化物形態との相関を調査した。その結果、Ｔｅを単独で、または、ＴｅおよびＣａの両方を適量添加した鋼材は転動疲労寿命が長く、破壊の基点で見つかる硫化物系介在物は、非添加の場合と比較して小型化していること、言い換えると、長尺化していないことが判明した。
【００１８】
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は、下記（１）および（２）の軸受鋼鋼材にある。
【００２０】
（１）質量％で、Ｃ：０．５〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．９％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：０．０００３〜０．０３％、Ｏ：≦０．００５％、Ｎ：≦０．０２％、Ａｌ：０．０００５〜０．０４％およびＣｒ：０．０５〜２．０％を含有し、さらに、Ｔｅ：０．０００１〜０．０１６％およびＣａ：０．０００１〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、かつ、Ｓ、ＴｅおよびＣａの質量％での含有量が（Ｔｅ＋Ｃａ）／Ｓ＞０．４の条件を満たしており、偏晶凝固した硫化物系介在物を有し、前記硫化物系介在物が、ＭｎおよびＳの占める割合が７０原子％以上である介在物であって、かつ、連続鋳造された鋳片中において、大きさが５μｍ以上である該介在物の全数を対象として、下記(１)式に示す凹凸度が３以上であるものの割合が５．４％以下であることを特徴とする軸受鋼鋼材。
凹凸度＝（硫化物周囲長）2／（４×π×硫化物面積）  ・・・（１）
【００２２】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００８〜０．３％、Ｍｏ：０．００８〜１．０％、Ｎｂ：０．００８〜０．１％、Ｎｉ：０．００８〜２．０％およびＲＥＭ（希土類元素）：０．００２〜０．０１％のうちの１種または２種以上を含有する、前記（１）に記載の軸受鋼鋼材。
【００２３】
上記の「硫化物系介在物」とは、主要構成元素がＭｎおよびＳで構成される介在物であって、走査電子顕微鏡付属のエネルギー分散型Ｘ線分析装置等で測定した場合、ＭｎとＳの占める割合が７０原子％以上である介在物をさす。この時、硫化物系介在物にはＴｅが含まれていてもよいし、ＴｅおよびＣａの両方が含まれていてもよい。また、硫化物系介在物は酸化物系介在物を内包していてもよい。この硫化物系介在物は、鋳片１／２Ｗ、１／４Ｔ部（Ｗは幅、Ｔは厚さ方向を示す）から切り出したサンプルを鏡面研磨した上で光学顕微鏡や走査電子顕微鏡等の観察器具を用いることで観察できる。
【発明の効果】
【００２４】
本発明の軸受鋼鋼材は、破壊の起点となっていた粗大で長尺な硫化物系介在物の生成を抑制できることから、転動疲労寿命を伸ばすことができる。このため、自動車や産業機械にとって重要な「玉軸受け」や「コロ軸受け」などの部品の素材として利用した場合、安全性の向上およびコスト削減が可能である。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】Ｔｅ／Ｓまたは（Ｔｅ＋Ｃａ）／Ｓと、鋳片における５μｍ以上の硫化物のうち凹凸度が３以上である硫化物の割合との関係を示す図である。
【図２】鋳片における５μｍ以上の硫化物のうち凹凸度が３以上である硫化物の割合と、棒鋼における５μｍ以上の硫化物系介在物のうちアスペクト比が４以下である硫化物系介在物の割合との関係を示す図である。
【図３】棒鋼における５μｍ以上の硫化物系介在物のうちアスペクト比が４以下である硫化物系介在物の割合と、Ｔｅ、またはＴｅとＣａを添加した際の疲労寿命の改善率との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
以下に、本発明（実施形態を含む）を詳細に説明する。
（Ａ）鋼の化学組成
本発明の軸受鋼鋼材に含まれる各成分の作用効果とその含有量の限定理由について説明する。なお、各成分の「％」はすべて「質量％」を意味する。
【００２７】
Ｃ：０．５〜１．２％
Ｃは母材強度を確保するとともに、焼入れ時の表面固さや被削性に影響し、転動疲労寿命にも影響を及ぼす元素である。軸受鋼としての用途を考慮すると、Ｃは０．５％以上含有させることが必要である。一方、Ｃ含有量が過度に高くなると母材の硬さが高くなりすぎて加工性が低下することに加え、切削加工時の工具寿命も著しく低下する。このため、Ｃ含有量の上限を１．２％とした。望ましいＣ含有量は０．５５〜１．１％の範囲である。
【００２８】
Ｓｉ：０．１〜０．９％
Ｓｉは固溶強化作用を有し、焼き入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに有効な元素である。また、Ｓｉは脱酸元素であり、後述するＯ（酸素）含有量を０．００５％以下に制御するためにも０．１％以上含有させることが必要である。しかしながら、Ｓｉを０．９％を超えて含有させると固溶強化が過剰になり、切削時の工具寿命低下を引き起こす。このため、Ｓｉの含有量の上限を０．９％とした。望ましいＳｉ含有量は０．１５〜０．７％である。
【００２９】
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは鋼材の焼入れ性を高める元素であるとともに、被削性を向上させるＭｎＳを形成する元素であり、積極的に添加する。含有量が少なすぎると効果に乏しいため、０．１％以上含有させることが必要である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過度に高くなると焼き入れ後の表面硬さが高くなりすぎて加工性が低下することに加え、切削加工時の工具寿命も著しく低下する。さらには焼き割れの原因にもなりうる。このため、Ｍｎの含有量の上限を２．０％とした。望ましいＭｎ含有量は０．２〜１．２％である。
【００３０】
Ｐ：≦０．０３％
Ｐは結晶粒界に析出して鋼材の靭性や延性の低下をもたらす元素である。Ｐの含有量が０．０３％を超えると、転動疲労寿命の低下が顕著に現れるようになることから、Ｐの含有量を０．０３％以下とした。望ましいＰ含有量は０．０１％以下である。
【００３１】
Ｓ：０．０００３〜０．０３％
Ｓは鋼材にとって強度を低下させる有害な元素である一方、快削元素であり、ＭｎＳとして被削性を向上させる。添加量は少ないほど好ましいが、被削性を確保するためには０．０００３％以上の含有量が必要である。一方、Ｓ含有量が高いほど粗大な硫化物系介在物が生成する蓋然性も高くなるが、Ｔｅ、またはＴｅとＣａの添加に伴う硫化物形態制御の効果が確実に得られる範囲を考慮してＳの含有量の上限を０．０３％とした。
【００３２】
Ｏ：≦０．００５％
Ｏは鋼材の製造過程で不可避的に含有される元素であり、酸化物系介在物である場合と溶存している場合がある。酸化物系介在物の酸素と溶存している酸素を分離することは困難であるため、本発明におけるＯ含有量は両者を合わせた全Ｏ濃度とする。酸化物系介在物は鋼材の強度、被削性、転動疲労寿命に大きく影響する。溶存している場合、硫化物系介在物の形態に影響を及ぼす。全Ｏ濃度が高くなると、粗大な酸化物系介在物が生成する蓋然性が増加することに加え、上記Ｃａの添加効果が十分に得られない。このため、Ｏの含有量の上限を０．００５％とした。望ましいＯ含有量は０．００２％以下である。
【００３３】
Ｎ：≦０．０２％
Ｎは窒化物を構成し、結晶粒を微細化して母材強度を向上させる元素である。０．０２％を超えてＮを含有させると粗大な窒化物が生成し、転動疲労寿命の低下を招く。このため、Ｎの含有量の上限を０．０２％とした。
【００３４】
Ｔｅ：０．０００２〜０．０２１％（単独添加の場合）
Ｔｅ：０．０００１〜０．０１６％（Ｃａと複合添加の場合）
ＴｅはＭｎと結合して低融点のＭｎＴｅを形成することで、硫化物系介在物の晶出形態を変化させる重要な元素である。すなわち、Ｔｅは凝固過程でＭｎＳよりも融点の低いＭｎＳ−ＭｎＴｅを形成することで硫化物の晶出形態を共晶から偏晶へ変化させ、前述のように介在物形状を球状に近いものとすることが可能である。また、硫化物系介在物の伸展を抑制する効果もある。
【００３５】
このような、Ｔｅ添加に伴う硫化物系介在物の形態制御効果を得るには、Ｔｅ単独添加の場合は０．０００２％以上の含有量が必要である。一方、ＴｅをＣａと複合添加した場合は、ＣａがＣａＳを形成することから、後述するように、ＭｎＳ−ＭｎＴｅを形成するのに必要なＴｅ量は少なくて済む。このため、Ｃａと複合添加する場合のＴｅの含有量の下限を０．０００１％とした。
【００３６】
また、Ｔｅ含有量が高くなりすぎると鋳造時の熱間脆化や圧延時の割れなどの問題がでてくるため、Ｔｅ単独添加の場合は、Ｔｅの含有量の上限を０．０２１％とした。一方、Ｃａと複合添加する場合は、Ｃａ添加量分だけＴｅ添加量を低減できるため、Ｃａと複合添加する場合のＴｅの含有量の上限は０．０１６％とした。
【００３７】
Ｃａ：０．０００１〜０．００５％
Ｃａは硫化物系介在物中に固溶し、ＣａＳを形成することで、硫化物晶出時の過冷却を緩和し、硫化物系介在物の粗大化を抑制できる。また、Ｔｅと同時に添加した場合はＣａＴｅを形成することで、鋳造時の熱間脆化を引き起こすＦｅＴｅの生成を抑制できる。しかしながら、Ｃａ単独添加では硫化物の晶出形態は大きく変化しないことから、Ｔｅと複合添加することが必要である。Ｃａ含有量は微量であっても効果が得られるため、下限を０．０００１％とした。しかしながら、０．００５％を超えてＣａを含有させても効果が飽和し、Ｃａ添加に伴って精錬時間が延びるため、溶製費用が増加する。このため、Ｃａの含有量の上限を０．００５％とした。
【００３８】
本発明の軸受鋼鋼材には、必要に応じて、Ａｌ、または／および、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＮｉおよびＲＥＭ（希土類元素）のうちのいずれか１種以上を積極的に添加含有させてもよい。
【００３９】
Ａｌ：≦０．０４％
Ａｌは強力な脱酸元素であり、鋼中でＡｌ2Ｏ3を形成する。上述したＣａ添加効果を得るには十分に脱酸しておくことが好ましいが、粗大なＡｌ2Ｏ3は転動疲労寿命を低下させるために、過剰なＡｌ添加は避けるべきである。このため、添加する場合のＡｌの含有量は、０．０４％以下とするのがよい。
【００４０】
Ｃｒ：０．０５〜２．０％
Ｃｒは焼き入れ性を高めて転動疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、その効果は０．０５％以上含有させると顕著になる。しかしながら、Ｃｒを２．０％を超えて含有させると、焼き入れ後の表面硬さが高くなりすぎて加工性が低下することに加えて、切削加工時の工具寿命も著しく低下する。このため、添加する場合のＣｒ含有量は、０．０５〜２．０％とするのがよい。この場合の望ましいＣｒ含有量は０．９〜１．６％である。
【００４１】
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
Ｔｉは脱酸元素であるとともに、鋼材中で炭化物、窒化物を形成して母材強度を向上させる元素であり、０．００５％以上添加することでその効果が得られる。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１％を超えると硬質のＴｉＮの粗大化によって転動疲労寿命が低下する。したがって、添加する場合のＴｉ含有量は、０．００５〜０．１％とするのがよい。
【００４２】
Ｖ：０．００８〜０．３％
Ｖは鋼材中で炭化物、窒化物を形成し、フェライト強化によって母材強度を向上させる元素であり、０．００８％以上含有させることでその効果が得られる。しかしながら、Ｖを０．３％を超えて含有させると被削性が低下する。したがって、添加する場合のＶ含有量は０．００８〜０．３％とするのがよい。
【００４３】
Ｍｏ：０．００８〜１．０％
Ｍｏは焼き入れ性を高め、母材強度を向上させる元素であり、０．００８％以上含有させることでその効果が得られる。しかしながら、Ｍｏを１．０％を超えて含有させると、切削加工時の工具寿命が低下する。したがって、添加する場合のＭｏ含有量は０．００８〜１．０％とするのがよい。
【００４４】
Ｎｂ：０．００８〜０．１％
Ｎｂは鋼材中で炭化物や炭窒化物を形成し、フェライト強化によって母材強度を向上させる元素であり、０．００８％以上含有させることでその効果が得られる。しかしながら、Ｎｂを０．１％を超えて含有させると粗大な窒化物を形成して転動疲労寿命が低下することに加え、切削加工時の工具寿命が低下する。したがって、添加する場合のＮｂ含有量は０．００８〜０．１％とするのがよい。
【００４５】
Ｎｉ：０．００８〜２．０％
Ｎｉは焼き入れ性を高め、母材強度を向上させる元素であり、０．００８％以上添加することでその効果が得られる。しかしながら、Ｎｉの含有量が２．０％を超えると切削加工時の工具寿命の低下を招き、さらに焼き割れの原因にもなる。したがって、添加する場合のＮｉ含有量は０．００８〜２．０％とするのがよい。
【００４６】
ＲＥＭ（希土類元素）：０．００２〜０．０１％
ＲＥＭとは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノイドの１７元素を指す。ＲＥＭはＳやＯと強い親和力を有し、ＲＥＭ酸化物またはＲＥＭ硫化物を形成する。ＲＥＭは鋼材中では化学的にはほぼ等価とみなし、これらの合計含有量をＲＥＭ含有量とする。ＲＥＭ源としてミッシュメタルを使用する場合は、便宜上Ｌａ、ＣｅおよびＮｄ含有量の和をＲＥＭ含有量とみなすことができる。ＲＥＭは０．００２％以上添加することで、ＲＥＭ系介在物が鋼材中に微細分散し、鋼材の被削性が向上する。しかしながら、ＲＥＭの含有量が０．０１％を超えると硬質のＲＥＭ酸化物の生成量が増大することから、切削加工時の工具寿命の低下を招く。したがって、添加する場合のＲＥＭ含有量は０．００２〜０．０１％とするのがよい。
【００４７】
本発明の軸受鋼鋼材は、以上に述べた成分と残部Ｆｅおよび不純物で構成されるものとする。なお、Ｍｇは耐火物からの溶出によって溶鋼に混入する不可避な元素であり、一般的には不純物として取り扱われる。溶鋼中のＭｇ濃度が高い場合、硬質なＭｇＯが形成され、鋼材の被削性が低下する。また、ＭｇＳが形成されると、硫化物系介在物の晶出基点となり、介在物の球状化が阻害されることから、Ｍｇの含有量は０．００２％以下、さらには０．００１％以下であることが望ましい。
【００４８】
（Ｂ）Ｔｅ／Ｓおよび（Ｔｅ＋Ｃａ）／Ｓ
前記（１）および（２）に示す本発明の鋼材は、硫化物系介在物の形態制御を行うために、溶鋼中のＳ含有量に応じて投入するＴｅ量または（Ｔｅ＋Ｃａ）量を調整する必要がある。この技術の根幹は、Ｔｅを添加することにより、溶鋼の凝固過程において、ＭｎＳよりも融点の低いＭｎＴｅを形成させることで、硫化物系介在物をＭｎＳよりも融点の低いＭｎＳ−ＭｎＴｅとし、硫化物系介在物の棒状共晶化を抑制して、偏晶凝固させることにある。
【００４９】
前掲の非特許文献１に報告されているＦｅ−ＭｎＳ擬２元系状態図によると、通常、ＭｎＳはＦｅを主体とする液相からＦｅの固相とＭｎＳの固相が形成される共晶反応により生成される。この時に生成されるＭｎＳ形態は長尺な棒状共晶であり、圧延するとさらに長尺化するため破壊の基点になりうる。しかしながら、ＭｎＳの液相が準安定的に存在しうる条件に整えると、ＭｎＳはＦｅを主体とする液相からＦｅの固相とＭｎＳの液相が形成される偏晶反応により生成される。偏晶凝固により生成されるＭｎＳの形態は球状であり、圧延しても長尺化する蓋然性が低い。この棒状共晶化の抑制効果、すなわち偏晶凝固による効果を確実に得るには、Ｔｅ／Ｓ＞０．４とする必要がある。
【００５０】
ここで、溶鋼の凝固末期にＴｅに加えてＣａが添加されている場合、溶鋼が十分に脱酸されている条件下において硫化物系介在物はＣａＳ、ＭｎＳ、ＭｎＴｅで構成されることになる。すなわち、融点の低いＭｎＳ−ＭｎＴｅを形成するのに必要なＴｅ量はＣａＳを形成するＳ分だけ少なくて済むことになる。したがって、ＴｅとＣａを複合添加した場合、棒状共晶化の抑制効果を確実に得るには、（Ｃａ＋Ｔｅ）／Ｓ＞０．４とする必要がある。
【００５１】
上述したＴｅおよびＣａは溶鋼の精錬段階において、金属塊または合金塊として添加することが可能である。また、他の元素と混合した合金ワイヤーとして添加することも可能である。これらの元素は添加歩留まりが低いことから、精錬の後半から末期にかけて添加することが望ましい。さらに、十分に脱酸された溶鋼に対して添加することが望ましい。
【００５２】
一方、硫化物系介在物の棒状共晶化抑制効果は、上記のＴｅ／Ｓ＞０．４または（Ｃａ＋Ｔｅ）／Ｓ＞０．４を満たすことで得られ、これを超えてＴｅまたはＣａを過剰に添加しても効果が飽和する。したがって、Ｔｅ／Ｓまたは（Ｃａ＋Ｔｅ）／Ｓは、０．６未満、さらには０．５未満であることが望ましい。
【００５３】
（Ｃ）硫化物系介在物の形態
本発明の鋼材は、上記の（Ａ）に示した化学組成を満たし、かつ、（Ｂ）に示したＴｅ、Ｃａ、Ｓの関係を満たした上で、一般的な取鍋精錬プロセスを経て、連続鋳造法または造塊法によって製造される。ここでいう取鍋精錬プロセスとは、ＬＦ（Ｌａｄｌｅ  Ｆｕｒｎａｃｅ）、ＶＡＤ（Ｖａｃｕｕｍ  Ａｒｃ  Ｄｅｇａｓｓｉｎｇ）と称される昇熱装置を持つ取鍋精錬設備、ＲＨと称される真空脱ガス装置を用いる精錬設備を用いて溶鋼温度と成分を調整するプロセスを指す。上記工程によって鋼材中の硫化物は偏晶凝固によって生成されることが必要である。
【００５４】
本発明の軸受鋼鋼材は、前記連続鋳造法または造塊法で製造された鋳片または鋼塊を、１０００℃を超える温度域で分塊圧延し、得られた鋼片にさらに棒鋼圧延や線材圧延を加えることによって製造することができる。上記工程によって鋼材中の硫化物系介在物は長手方向に伸展される。この時に鋼材の長手方向縦断面に現れる硫化物系介在物は、極力アスペクト比（長さ/厚さ比）が小さい、すなわち偏晶凝固によって生成した介在物であることが必要である。棒状共晶として生成し、長尺化した硫化物系介在物が鋼材内に多数存在する場合、転動疲労試験において、試験片上の軌道面に硫化物が現れる確率が高くなり、転動疲労寿命の大幅な低下をもたらす。一方、棒状共晶の生成を抑制し、硫化物系介在物を偏晶凝固により生成させた場合は、軌道面に硫化物系介在物が現れる確率を大幅に低下させることが可能である。
【００５５】
なお、上記の連続鋳造法によって製造された鋳片または鋼材中の硫化物系介在物は、光学顕微鏡または走査電子顕微鏡等の観察装置によって観察することが可能である。転動疲労試験において破壊の基点となりうる可能性が高い、１００ｍｍ2の観察視野内に存在する円相当径で５μｍ以上の硫化物（この硫化物を、以下、単に「５μｍ以上の硫化物」ともいう）の全てが観察の対象である。
【００５６】
また、上記の硫化物の凝固形態に関して、本発明では顕微鏡観察画像をもとに硫化物形状を数値化することで判別できる。すなわち、偏晶凝固した硫化物は球状に近い形状で孤立して存在している一方、共晶凝固の場合は長く延びた棒状の形状で存在しているので、後述する実施例において示すように、この特徴を数値化し、Ｔｅ単独で、またはＴｅとＣａの両方を添加した場合と、それらのいずれも添加しない場合とを比較して、球状に近い硫化物の存在割合が大きい場合は、偏晶凝固していると判定し、一方、球状に近い硫化物の存在割合が小さい場合は、すなわち長尺な硫化物の存在割合が大きい場合、硫化物は棒状共晶として生成したものであると判定する。
【実施例】
【００５７】
表１に示す組成の鋼を溶製した。このとき、溶鋼量を約８０トンとし、鋼種毎にＴｅ、Ｃａ量を変更して溶製した。
【００５８】
【表１】
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【００５９】
精錬段階においては、高炉から出銑された溶銑を溶銑予備処理設備で脱Ｓ処理し、転炉型精錬容器にて脱Ｐおよび脱Ｃ処理した後、取り鍋に受鋼した。次に、フラックスインジェクション法によって石灰−蛍石系のフラックスを吹き込み、ＶＡＤにてＡｒガスを用いて４０分程度溶鋼を攪拌した。なお、ＶＡＤにおいて溶鋼組成を調整した後、溶鋼にＴｅを添加した。また、Ｃａを添加する場合、ワイヤー添加装置でＣａを添加した後、Ｔｅを添加した。その後、連続鋳造法により３００ｍｍ×４００ｍｍサイズのモールドで鋳込み、鋳片を得た。
【００６０】
ここで得られた鋳片の１／２Ｗ、１／４Ｔ部（Ｗは幅、Ｔは厚さ方向を示す）から介在物観察用のブロックサンプルを切り出し、樹脂埋め、鏡面研磨した。得られたサンプル中の介在物を光学顕微鏡または走査電子顕微鏡で観察し、硫化物系介在物に関してその形態を調査した。なお、この時の介在物観察では、硫化物系介在物形態が棒状共晶であるか、偏晶であるかを判別することを目的とし、１００ｍｍ2内に存在する５μｍ以上の硫化物系介在物の全てについて、その大きさおよび形状を調査した。ここで、画像処理によって下記（１）式に示す凹凸度を算出することで、硫化物系介在物の形状を定量評価した。
凹凸度＝（硫化物周囲長）2／（４×π×硫化物面積）  ・・・（１）
【００６１】
すなわち、鋳片段階では、偏晶凝固した硫化物は球状に近い形状であり、共晶反応により生成した硫化物は長く延びた棒状の形状で存在しているので、凹凸度という指標を導入し、凹凸度が３を超える硫化物の割合から、偏晶もしくは共晶の凝固形態を判定した。
【００６２】
これらの鋳片を１２００℃の均熱炉で保持した後、１０２０から１１００℃の温度域で分解圧延し、断面寸法が１６０ｍｍ×１６０ｍｍの鋼片とした。さらに、この鋼片を１０５０℃に加熱した後、８００〜９３０℃の温度域で棒鋼圧延して直径７０ｍｍ（以下、「φ７０ｍｍ」という）の棒鋼を得た。この時、全圧下比が１５以上、１０００℃以上の温度域での圧下比が４以上になるように圧下を加えた。
【００６３】
ここで得られた棒鋼の１／２Ｗ、１／４Ｔ部から介在物観察用のブロックサンプルを切り出し、樹脂埋め、鏡面研磨した。鋳片段階での調査と同様に、得られたサンプル中の介在物を光学顕微鏡または走査電子顕微鏡で観察し、硫化物系介在物に関してその形態を調査した。なお、この時の介在物観察では、５μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比を調査することを目的とし、長手方向に被検面積１００ｍｍ2の観察を１０回行い、その平均から硫化物系介在物のアスペクト比を算出した。アスペクト比が４以下であれば、球状に近い硫化物であると評価し、アスペクト比が４以下の硫化物の割合から、偏晶もしくは共晶の凝固形態を判定した。
【００６４】
上記の方法で得たφ７０ｍｍの棒鋼に対して、球状化焼鈍処理（７８０℃で６時間保持した後、炉冷）を適用し、その後、長手方向が素形材の厚みとなるように直径６０ｍｍ、厚さ５．５ｍｍの素形材をスライスして採取した。この素形材を８３０℃で３０分加熱した後、油焼入れし、さらに１８０℃で１時間加熱した後、大気中で放冷することで焼き戻しした。さらに、この素形材の表面をラッピング加工して転動疲労試験片を作成し、転動疲労試験に供した。
【００６５】
転動疲労試験条件を表２に示す。
【００６６】
【表２】
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【００６７】
転動疲労試験はスラスト型の転動疲労試験機を用い、繰り返し速度１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ  ｐｅｒ  ｍｉｎｕｔｅ）、最大接触面圧５２３０ＭＰａの条件とした。転動疲労試験結果は、ワイブル分布確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ10寿命を転動疲労寿命として評価した。この時、同一鋼種内での転動疲労寿命において、Ｔｅ非添加の条件と比較して１５％以上の転動疲労寿命の改善が認められた条件を、改善効果有りと判定した。
【００６８】
表３に、５μｍ以上の全硫化物数に対する凹凸度が３以上の硫化物数の割合（％）、５μｍ以上の全硫化物数に対するアスペクト比が４以下の硫化物数の割合（％）、転動疲労寿命、および疲労寿命の改善効果を示す。なお、「疲労寿命の改善効果」の欄の○印は改善効果があったことを、×印は改善効果がなかったことを表す。また、「分類」の欄の「本」は本発明例であることを、「比」は比較例であることを意味する。
【００６９】
【表３】
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【００７０】
表３に示した各調査項目相互間の関係を、本発明例および比較例と関連づけて視覚的に認識できるように、表３の結果を図１〜図３に表示した。
【００７１】
図１は、Ｔｅ／Ｓまたは（Ｔｅ＋Ｃａ）／Ｓと、鋳片における５μｍ以上の硫化物のうち凹凸度が３以上である硫化物の割合との関係を示す図である。図１に示すように、硫化物系介在物の形態はＴｅ／Ｓまたは（Ｔｅ＋Ｃａ）／Ｓが０．４付近で急激に変化しているが、これは硫化物の生成機構が共晶凝固から偏晶凝固に変化したためである。硫化物の生成が偏晶凝固により行われることによって（図１の本発明範囲）、凹凸度が３以上の硫化物数の割合が急激に減少し、硫化物のほとんどが、凹凸度が３より小さい、球状に近い形状を有していることがわかる。
【００７２】
図２は、鋳片における５μｍ以上の硫化物のうち凹凸度が３以上である硫化物の割合と、棒鋼における５μｍ以上の硫化物系介在物のうちアスペクト比が４以下である硫化物系介在物の割合との関係を示す図である。同図から明らかなように、本発明鋼は鋳片段階で長尺な硫化物が少なく、圧延後においてもアスペクト比が大きい硫化物の割合は低い。一方で、比較例では鋳片段階から長尺な硫化物が多く、圧延後もアスペクト比が大きい硫化物の割合が高い。両者には明確な差異が現れており、これは、硫化物の凝固形態の違いであることが示唆される。
【００７３】
図３は、棒鋼における５μｍ以上の硫化物系介在物のうちアスペクト比が４以下である硫化物系介在物の割合と、各鋼種のＴｅ非添加条件に対して、Ｔｅ、またはＴｅとＣａを添加した際の疲労寿命の改善率との関係を示す図である。図３に示すように、疲労寿命の改善効果はアスペクト比が４以下である硫化物系介在物の割合と相関があり、疲労寿命の改善率が高いということは、硫化物系介在物が延伸していない形態を有しているのが条件になっていることが分かる。
【００７４】
以上の調査結果から、Ｔｅ／Ｓまたは（Ｔｅ＋Ｃａ）／Ｓを０．４以上とした状態で凝固させることで、硫化物系介在物は凝固形態を偏晶に制御でき、圧延後においてもアスペクト比を低位に留めておくことが可能であることが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００７５】
本発明の軸受鋼鋼材は、鋼中の硫化物を形態制御することによって転動疲労寿命を改善した軸受鋼である。自動車や産業機械にとって重要な「玉軸受け」や「コロ軸受け」などの部品の素材として利用した場合、安全性の向上およびコスト削減が可能であり、本発明の社会的貢献度は非常に大きい。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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